JP7469734B1 - 鋼板 - Google Patents

Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、α値が１．００～１．５０質量％、β値が１０．０～１５．０、γ値が０．７０～１．５０質量％、Ｃｅｑ値が０．５５０～０．６２０質量％、降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ２、引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ２、－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上、１／４厚位置での１ｍｍ×１ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下、板厚が１０～６０ｍｍである。

Description

本発明は、鋼板に関する。
本願は、２０２２年０９月３０日に、日本に出願された特願２０２２－１５７４１０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、気候変動問題の対策として、温室効果ガスの削減が強く求められている中で、カーボンニュートラルを実現する技術として、二酸化炭素（以下、ＣＯ_２という）を回収・貯留する技術であるＣＣＳが注目されている（ＣＣＳ：Ｃａｒｂｏｎ ｄｉｏｘｉｄｅ Ｃａｐｔｕｒｅ ａｎｄ Ｓｔｏｒａｇｅ）。ＣＣＳでは、製油所、発電所、化学プラント等のＣＯ_２排出源から排出されたＣＯ_２を分離・回収し、地下深くの貯留層に圧入・貯留する。ＣＯ_２を分離・回収するための回収施設と、ＣＯ_２を地下の貯留層に圧入・貯留するための貯留施設が距離的に離れている場合、分離・回収したＣＯ_２をパイプラインや船舶等によって、これらの施設の間を輸送する必要がある。

船舶によってＣＯ_２を輸送する際は、船舶に備え付けられた輸送タンクに、液化されたＣＯ_２を充填して輸送する。これにより、ＣＯ_２の輸送効率の向上が図られる。ただし、輸送タンク内でのＣＯ_２の固体化（ドライアイス化）を防止するために、２ＭＰａ程度の圧力に保持した状態で輸送する必要がある。また、２ＭＰａ程度の圧力においてＣＯ_２を液体の状態を維持するには、ＣＯ_２をマイナス３５℃程度に保つ必要がある。更には、船舶の軽量化を図るために、使用される鋼板の強度を高くすることで、輸送タンクの肉厚を、できるだけ薄くしたいという要望もある。

従って、輸送タンクの素材となる鋼板には、高強度かつ低温靱性に優れることが求められる。例えば、強度として、７８０Ｎ／ｍｍ^２以上の引張強さが求められる。また、低温靱性として、板厚にもよるが、輸送タンクとして用いられる２０～６０ｍｍの板厚の場合、最も厳しい条件として、マイナス６５℃（－６５℃）でのシャルピー試験で評価される低温靭性に優れることが求められる。ここでシャルピー試験の試験温度がマイナス６５℃であるのは、シャルピー試験が小型試験であり、一般に使用温度に対して板厚に応じた一定程度低い温度で評価されるのが通常であるからである。

更に、輸送タンクのような大型の溶接構造物では、破壊の発生の可能性をより少なくするために、応力除去焼鈍を溶接部に実施する場合がある。応力除去焼鈍とは、溶接により生じた残留応力を軽減することを目的として、溶接後の構造物の溶接部をＡｃ１変態点以下の温度に加熱し、次いで徐冷する熱処理法である。しかしながら、引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼に応力除去焼鈍を適用すると、合金炭化物が結晶粒界に選択的に析出し、この合金炭化物が粒界脆化を引き起こすことにより、応力除去焼鈍の実施箇所の靱性が極めて低下する。この現象は、一般にはＳＲ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ）脆化と呼ばれている。特に、Ｂを含有し、且つ焼入れ焼戻しにより製造される高張力鋼においては、ＳＲ脆化が生じる傾向が強い。このような高張力鋼では、母材の脆化のみならず、この高張力鋼を用いて溶接継手を作成した場合に得られる溶接熱影響部の脆化も著しい。

従って、このような高張力鋼を用いて製造された輸送タンクにおいて、高い安全性を確保するためには、応力除去焼鈍が実施されても母材及び溶接部（特に溶接熱影響部）の低温靭性に優れることが好ましい。

上記のような観点から、従来、いくつかの技術提案がなされてきた。例えば、特許文献１では、化学成分を調整し、かつ、平均結晶粒径を１５μｍ以下にすることを特徴とする、高強度鋼板が示されている。しかし、特許文献１に記載された鋼板は、マイナス６５℃での低温靭性は評価されておらず、低温靭性について更なる向上の余地がある。

日本国特許第５５９０２７１号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、母材の強度、及び、母材及び溶接熱影響部の低温靭性に優れ、更には応力除去焼鈍後の母材の強度、及び、母材及び溶接熱影響部の低温靭性にも優れた、液化ＣＯ_２輸送タンク用に好適な鋼板を提供することを課題とする。

上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０７～０．１１％、
Ｓｉ：０．１０～０．１５％、
Ｍｎ：０．７０～１．２０％、
Ｎｉ：１．００～２．５０％、
Ｃｒ：０．２０～０．８０％、
Ｍｏ：０．２０～０．８０％、
Ｖ ：０．００５～０．０７０％、
Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
Ｂ ：０．０００５～０．００３０％、
Ｎ ：０．００１５～０．００５０％、
Ｐ ：０．００６％以下、
Ｓ ：０．００３０％以下、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｎｂ：０～０．０３０％、
Ｔｉ：０～０．０１０％、
Ｃａ：０～０．００３０％、
Ｍｇ：０～０．００３０％、
ＲＥＭ：０～０．００３０％、
Ｏ ：０．００４０％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（１）式によって定義されるα値が１．００～１．５０質量％、
下記（２）式によって定義されるβ値が１０．０～１５．０、
下記（３）式によって定義されるγ値が０．７０～１．５０質量％、
下記（４）式によって定義されるＣｅｑ値が０．５５０～０．６２０質量％、
降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、
引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２、
－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上、
１／４厚位置での１ｍｍ×１ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下、
板厚が１０～６０ｍｍである。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］ …（１）
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］） …（２）
γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
ただし、（１）式～（４）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］および［Ｖ］、は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。
［２］［１］に記載の鋼板では、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３質量％以上であってもよい。
［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）
ただし、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入し、また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。
［３］［１］または［２］に記載の鋼板では、電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径と定義したとき、１／４厚位置における前記平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であってもよい。
［４］［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼板では、保持温度が６００℃であり、保持時間が２時間であり、且つ、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２であり、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上であってもよい。

本発明の上記態様によれば、母材の強度、及び、母材及び溶接熱影響部の低温靭性に優れ、更には応力除去焼鈍後の、母材の強度、及び、母材及び溶接熱影響部の低温靭性にも優れた鋼板を提供できる。この鋼板は、液化ＣＯ_２輸送タンク用に好適である。

以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）ついて詳細に説明する。
本実施形態における「応力除去焼鈍」とは、特に断りが無い限り、ＪＩＳ Ｚ ３７００：２０２２「溶接後熱処理方法」に規定された内容に準拠する応力除去焼鈍を意味する。本実施形態における「溶接」とは、特に断りが無い限り、溶接入熱が１．１～４．５ｋＪ／ｍｍである溶接を意味する。これら条件は、本発明が属する技術分野における一般的な条件である。しかし、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍または溶接を行ったとしても、上述の条件下で行われた応力除去焼鈍または溶接と同等の効果が得られる。従って、本実施形態に係る鋼板に、上述の条件とは異なる条件下で応力除去焼鈍または溶接を行ってもよい。

まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成を構成する各元素の含有量とその限定理由を述べる。以下、特に断りが無い限り、元素の含有量に関する「％」は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０７～０．１１％）
Ｃは、母材の強度を向上させる元素である。本実施形態に係る鋼板が目的とする強度を達成するためには、Ｃ含有量を０．０７％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上である。
一方、Ｃを多量に含有させた場合、溶接熱影響部の硬さが上昇すると同時にその靭性が低下するので、Ｃ含有量を０．１１％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．１０％未満とする。

（Ｓｉ：０．１０～０．１５％）
Ｓｉは、一般的に脱酸元素として鋼に含有される場合が多い元素である。脱酸を目的としてＳｉを含有させるために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上とする。
一方でＳｉは応力除去焼鈍後の鋼の靭性を低下させる元素である。また、応力除去焼鈍（ＳＲ）後の溶接熱影響部の靭性の低下を抑制するためにも、Ｓｉの含有量は低い方が好ましい。そのため、本実施形態に係る鋼板においては、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１３％以下、さらに好ましくは０．１２％以下とする。

（Ｍｎ：０．７０～１．２０％）
Ｍｎは、脱酸のために有効な元素であるとともに、鋼の強度を改善する元素である。従って、Ｍｎ含有量を０．７０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以上とする。
一方で、Ｍｎを過剰に含有させると、焼戻し脆化によって、応力除去焼鈍後の鋼の靭性が損なわれる虞がある。従って、Ｍｎ含有量を１．２０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０％以下とする。

（Ｎｉ：１．００～２．５０％）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性および靭性の改善のために有効な元素である。そのため、Ｎｉ含有量を１．００％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは１．２０％以上とする。
一方、Ｎｉを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後の鋼の靭性が低下する虞がある。また、応力除去焼鈍後の溶接熱影響部の靭性が悪化する虞がある。従って、Ｎｉ含有量を２．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは２．００％以下とする。

（Ｃｒ：０．２０～０．８０％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の改善、および、焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｃｒ含有量を０．２０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４０％以上とする。
一方、Ｃｒを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後における母材および溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。従って、Ｃｒ含有量を０．８０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７０％以下とする。

（Ｍｏ：０．２０～０．８０％）
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性の改善、および焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｍｏ含有量を０．２０％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．３５％以上、更に好ましくは０．４０％以上とする。
一方、Ｍｏを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、Ｍｏ炭化物が粒界に析出して母材および溶接熱影響部の靭性が低下する虞があり、特に溶接熱影響部に与える影響が大きい。従って、Ｍｏ含有量を０．８０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．６０％以下とする。

（Ｖ：０．００５～０．０７０％）
Ｖは、ＣｒおよびＭｏと同様に、焼入れ性の改善、および焼戻し時の析出強化による鋼の強度の改善のために有効な元素である。従って、Ｖ含有量を０．００５％以上とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とする。
一方、Ｖを過剰に含有させると、応力除去焼鈍後において、母材靭性および溶接熱影響部の靭性が低下する虞がある。従って、Ｖ含有量を０．０７０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０５０％以下とする。

（Ａｌ：０．０１０～０．１００％）
Ａｌは、脱酸に有用な元素であり、且つ、窒化物を形成することにより焼入れの際に結晶粒径を細粒化させる元素である。また、窒化物を生成することで、［ｆＢ］の確保にも不可欠な元素である。したがって、本実施形態に係る鋼板においては、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。Ｎ含有量が多いときなどは、Ｎを固定してｆＢを確保するため、Ａｌ含有量は、好ましくは０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上である。
一方、Ａｌを過剰に含有させると、Ａｌが粗大な窒化物を形成し、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる虞がある。従って、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下とする。

（Ｂ：０．０００５～０．００３０％）
Ｂは、本実施形態に係る鋼板においては、微量に含有させることにより、鋼の焼入れ性を改善する元素である。従って、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は０．０００６％以上、０．０００８％以上又は０．００１０％以上としてもよい。
一方、Ｂを過剰に含有させると、Ｂが粗大な窒化物及び／又は炭化物を形成して母材の靭性を低下させる場合がある。従って、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下又は０．００１０％以下としてもよい。

（Ｎ：０．００１５～０．００５０％）
Ｎは、窒化物を形成して母材の結晶粒径を細粒化させ、靱性を向上させる元素である。従って、Ｎ含有量を０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は０．００３０％以上又は０．００３５％以上としてもよい。
一方、Ｎを過剰に含有させると、窒化物が粗大化し、溶接まま（Ａｓ ｗｅｌｄ）での溶接熱影響部の靭性が低下する。従って、Ｎ含有量を０．００５０％以下とする。

（Ｐ：０．００６％以下）
（Ｓ：０．００３０％以下）
ＰおよびＳは、鋼中に含まれる不純物元素であり、その含有量は少ないほど好ましい。このため、Ｐ含有量及びＳ含有量の下限は０％である。本実施形態に係る鋼板においては、母材靱性、応力除去焼鈍後における母材や溶接部の靭性の向上のために、Ｐ含有量を、０．００６％以下とし、Ｓ含有量を０．００３０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量を０．００２０％以下としてもよい。

（Ｃｕ：０～１．００％）
Ｃｕは、本実施形態に係る鋼板においては必須元素ではないので、Ｃｕ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｃｕは鋼の強度を改善する効果を有するので、必要に応じて含有させることができる。含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｃｕ含有量を０．１０％以上であることが好ましく、０．２０％以上であることがより好ましい。必要に応じて、Ｃｕ含有量を０．２５％以上又は０．３０％以上としてもよい。
一方、Ｃｕを過剰に含有させると、鋼板表面での割れ発生、及びＣｕの析出によって、母材の靭性が低下する虞がある。従って、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．８０％以下とする。必要に応じて、Ｃｕ含有量を０．７０％以下、０．６０％以下、０．５０％以下又は０．４０％以下としてもよい。

（Ｎｂ：０～０．０３０％）
Ｎｂは、本実施形態に係る鋼板においては必須元素ではないので、Ｎｂ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｎｂは焼入れの際に結晶粒を微細化させる元素であるので、必要に応じて含有させることができる。Ｎｂを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
一方、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂが粗大な炭窒化物を形成して母材靭性を低下させる虞がある。従って、Ｎｂ含有量を０．０３０％以下とする。Ｎｂが少ない方が溶接熱影響部の靭性が向上するので、Ｎｂ含有量を、０．０２０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下としてもよい。

（Ｔｉ：０～０．０１０％）
Ｔｉは、本実施形態に係る鋼板においては必須元素ではないので、Ｔｉ含有量の下限は０％である。しかしながら、Ｔｉは、スラブ加熱などによって鋼が高温になった際に、結晶粒を細粒化させる場合があるので、必要に応じて含有させることができる。Ｔｉを含有させる場合、その効果を利用するためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
一方、Ｔｉを過剰に含有させると、Ｎｂと同様に、Ｔｉが粗大な炭窒化物を形成して母材靭性を低下させる虞がある。従って、Ｔｉ含有量を０．０１０％以下とする。必要に応じて、Ｔｉ含有量を、０．００５％以下又は０．００２％以下としてもよい。

（Ｃａ：０～０．００３０％）
（Ｍｇ：０～０．００３０％）
（ＲＥＭ：０～０．００３０％）
本実施形態に係る鋼板では、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのうち１種以上を含有してもよい。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭは必須元素ではないので、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量の下限はいずれも０％である。

Ｃａは、鋼板中の硫化物を球状化することにより、鋼板の靱性を低下させるＭｎＳの影響を軽減する効果がある。この効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上としても良い。
一方、Ｃａを多量に含有させた場合、鋼の溶接性が損なわれる虞があるので、Ｃａ含有量を０．００３０％以下とする。必要に応じて、Ｃａ含有量を、０．００１５％以下、０．００１０％以下、０．０００５％以下又は０．０００２％以下としてもよい。

ＭｇおよびＲＥＭは、酸化物を形成して、溶接熱影響部の靭性を向上させる。この効果を得るために、ＭｇおよびＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０００１％以上としてもよい。
一方、ＭｇおよびＲＥＭを多量に含有させると、粗大な酸化物が形成され、鋼の靭性が低下する虞がある。従って、Ｍｇ含有量およびＲＥＭ含有量をそれぞれ０．００３０％以下とする。必要に応じて、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量を、それぞれ、０．０１５％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００２％以下、０．００１５％未満としてもよい。ＲＥＭとはＳｃやＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕを含むレアアースメタルの総称である。他の添加元素に比べて、脱酸性が強いことが特徴であり、鋼中で安定な酸化物を形成する。

（Ｏ：０．００４０％以下）
酸素（Ｏ）は、鋼中に含まれる不純物元素であり、鋼中では多くの場合、脱酸力の強いＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｔｉなどとともに数μｍ～数十μｍサイズの酸化物を形成する。粗大な酸化物が含まれる場合や、酸化物の個数密度が高い場合には、脆性破壊の発生起点となりうるため、Ｏの含有量は少ないほど好ましい。このため、Ｏ含有量の下限は０％である。本実施形態に係る鋼板においては、溶接部の靭性の向上のために、Ｏ含有量を、０．００４０％以下、好ましくは０．００３０％以下とする。

（残部：Ｆｅおよび不純物）
本実施形態に係る鋼板は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物とからなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

更に、本実施形態に係る鋼板では、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３質量％以上であることが好ましい。［ｆＢ］は、鋼に固溶するＢ量を表す。［ｆＢ］を０．０００３質量％以上とすることで、降伏強度６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さ７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２の高張力鋼において、鋼の焼入れ性を高めることができる。Ｂは鋼中において窒化物を形成しやすい。また、Ｔｉ及びＡｌは窒化物及び酸化物を形成しやすい。そこで、下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって鋼に固溶するＢ量［ｆＢ］を求める。［ｆＢ］は、０．０００５質量％以上でもよく、０．００１５質量％以上でもよい。また、［ｆＢ］は、０．００２５質量％以下でもよく、０．００１８質量％以下でもよい。

［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）

ただし、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、鋼板におけるＢ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入し、また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。

また、本実施形態に係る鋼板では、個々の元素の含有量の限定に加えて、各元素の含有量から算出される、α値、β値およびγ値の範囲を次のように限定する。

（α値：１．００～１．５０質量％）
α値は、以下の（１）式によって示される。
α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］……（１）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］および［Ｐ］は、それぞれ、鋼板のＣ、ＳｉおよびＰの含有量（質量％）である。

本実施形態では、α値を１．５０質量％以下とする。これは、母材や溶接熱影響部の粗粒化した部分の、応力除去焼鈍後の靭性を改善するために必要な条件であり、これを満たす範囲でＣ、Ｓｉ、Ｐが調整される必要がある。ＳＲ処理後は、Ｐの粒界偏析濃度が増加するため、粒界での脆性破壊が生じ易くなるが、Ｐ、Ｃ、Ｓｉにより脆性破壊を制御することができる。Ｐは製造過程を考慮すると鋼中に必然的に含まれ、粒界偏析により粒界強度を著しく低下させることから、ＳＲ脆化を招く代表的な元素であり、係数が最も高い。Ｃ、Ｓｉも鋼中に必然的に含まれる元素であり、これらの元素が多くなると粒界に生成するセメンタイトによる脆化を招く。いずれの元素も低減させることが望ましいが、特性上あるいは規格上一定量含有させる場合がある。ＳＲ後の靭性を向上させるために、α値を１．４０質量％以下とすることが好ましい。α値は、１．００質量％以上である。この下限値は、適用分野の規格上の成分制約や製造上の元素制御の限界などによって定められる範囲であり、上述したＣ、Ｓｉ、及びＰの含有量の下限値および製造上の現実的な最小値を式（１）に代入することにより、算出される。α値の好ましい下限値は、Ｃ、Ｓｉ、及びＰの含有量の好ましい下限値から算出することができる。α値は、１．１０質量％超でもよく、１．３０質量％以上でもよい。

（β値：１０．０～１５．０）
β値は、以下の（２）式によって算出される。
β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］）……（２）
ただし、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｍｏ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの含有量（質量％）である。

本実施形態に係る鋼板では、β値の範囲を１０．０～１５．０とする。β値は、鋼材の焼入れ性を示す指標であり、β値が高くなるほど強度靭性バランスが劣位な上部ベイナイト組織の形成を安定して回避できるが、β値が高すぎると鋼材強度が上がることで靭性が劣化する。すなわち、溶接熱影響部の溶接ままの靭性を向上するために必要な合金元素の含有量の狙い範囲を示す指標にもなる。必要に応じて、β値を１１．０以上としてもよい。同時に、β値を１４．０以下としてもよい。

（γ値：０．７０～１．５０質量％）
γ値は、以下の（３）式によって算出される。
γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
［Ｍｎ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］は、鋼板のＭｎ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量（質量％）である。
本実施形態に係る鋼板では、γ値の範囲を０．７０～１．５０質量％とする。Ｍｎ、ＮｂおよびＴｉはいずれも応力除去焼鈍後の粒界脆化を助長する元素であり、γ値を１．５０質量％以下にすることで、応力除去焼鈍後の母材や溶接熱影響部の靭性の低下を抑制できる。これらの元素が粒界脆化を助長するメカニズムはいくつか考えられるが、粒界偏析による粒界強度の低下や、粒界に生成する炭窒化物による脆化が考えられる。γ値は、１．４０質量％以下でもよい。
一方で、一定の焼入れ性を確保し、強度靭性バランスに優位なミクロ組織を得るためにはＭｎ、ＮｂおよびＴｉは一定量添加することが好ましく、γ値を０．７０質量％以上とする。γ値は、０．７５質量％以上でもよい。

α値、β値およびγ値に関する数値範囲を満足することで、溶接ままおよびその応力除去焼鈍後でも溶接部（溶接熱影響部）の低温靭性に優れた鋼を提供できる分野が広がる。
本来α値およびβ値を一定の範囲に制御することでも溶接ままおよびその応力除去焼鈍後でも溶接部の低温靭性に優れた鋼を製造することは可能であるが、用途によっては適用規格の化学組成規定によりα値を自由に設定できず、α値を高めざるを得ない場合があった。それに対し、本実施形態に係る鋼板においては、新たにγ値を設定することで、α値の許容範囲を広げることが可能となったため、上記のような適用規格の化学組成規定が厳格な分野においても、溶接ままおよびその応力除去焼鈍後でも溶接部の低温靭性に優れた鋼を提供できる。

また、本実施形態に係る鋼板においては、以下の（４）式によって算出される、鋼の硬化性を示す指標である炭素当量Ｃｅｑを０．５５０～０．６２０質量％とする。

Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
（４）式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、それぞれ、鋼板の、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量（質量％）である。

Ｃｅｑが０．５５０質量％未満である場合、鋼板の強度が不足する場合がある。必要に応じて、Ｃｅｑを０．５７０質量％以上、０．６００質量％以上としてもよい。また、Ｃｅｑが０．６２０質量％超である場合、鋼板の靭性が低下する場合がある。必要に応じて、Ｃｅｑを０．６００質量％以下としてもよい。

（降伏強度：６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２）
（引張強さ：７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２）
本実施形態に係る鋼板では、降伏強度を６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２とし、鋼板の引張強さを７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２とする。液化ＣＯ_２用の輸送タンクのような大型溶接構造物の重量を軽減するためには、板厚が薄くても構造物の強度が確保できる鋼板が必要とされる。通常、このような用途で用いられる鋼板として選択されるものは、上述した降伏強度及び引張強さを有する鋼板であるので、本実施形態に係る鋼板においても降伏強度及び引張強さを上記の範囲とする。必要に応じて、降伏強度を６９０Ｎ／ｍｍ^２～８３０Ｎ／ｍｍ^２としてもよい。また、引張強さを８００Ｎ／ｍｍ^２～９００Ｎ／ｍｍ^２としてもよい。

（－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上）
また、本実施形態に係る鋼板は、高い靭性を確保するために、－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上である必要がある。これにより、本実施形態に係る鋼板よりなる輸送用タンクの安全性の確保が可能なる。－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置（ｔ／４位置または１／４厚位置という場合がある）で測定した数値とする。

（－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．１０ｍｍ以上）
また、輸送用タンクのような溶接構造物の安全性を確保するために、最近では、破壊力学的な評価法を用いて、溶接構造物の耐破壊特性を評価し、設計に取り入れることが行われている。具体的に言えば、脆性破壊の発生特性として、日本溶接協会規格ＷＥＳ１１０８などによって規定されたＣＴＯＤ試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ ｔｅｓｔ：き裂先端開口変位試験）により、ＣＴＯＤ値と呼ばれるき裂開口変位量（以下、δｃと略す）を破壊力学的なパラメータとして求め、δｃが設計基準を満足できるかどうかが評価される場合が多くなっている。

材料のδｃを向上させるためには、従来とは異なる観点で材料の特性改善を行う必要がある。従来、材料の耐脆性破壊性の評価方法としては、シャルピー衝撃試験が用いられてきた。シャルピー衝撃試験から求められる値は、評価対象領域の平均的な靭性を表している。しかしながら、ＣＴＯＤ試験においては、評価対象領域の平均的な靱性が良好であったとしても、評価対象領域の中に少しでも脆弱な部位が存在すれば、その存在がδｃに反映される。δｃはこのような性質を有するので、特に溶接熱影響部のような、鋼材のミクロ組織が不均一かつ複雑に変化した領域において、高いδｃ値を得るためには、局所的な脆化領域をできる限り少なくすることが必要となる。
本実施形態に係る鋼板は、高い靭性を確保するために、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．１０ｍｍ以上であることが好ましい。この場合、本実施形態に係る鋼板よりなる輸送用タンクの安全性がより向上する。

（硬度の平均値、標準偏差）
本実施形態に係る鋼板は、１／４厚位置での０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲における、０．０５ｍｍピッチでの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下である必要がある。本実施形態に係る鋼板の組織は、強度靭性バランスに優位なマルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の混合組織が好ましいが、局所的なγ粒径やミクロ偏析のバラツキにより、部分的に焼入れ性が低下することで強度靭性バランスが劣位な上部マルテンサイト組織が形成する場合がある。上部ベイナイト組織が存在すると、硬さの分布が不均一となり、母材の靭性が劣化するおそれがある。硬度の平均値が２６５Ｈｖ未満であるか、または標準偏差が２０を超えると、上部ベイナイト組織が含まれる可能性があり、母材靭性が確保できない。一方で、平均値が２９０Ｈｖを超えると、強度が高くなりすぎることで、靭性が低下するおそれがある。

上述の硬度分布測定は、鋼板の圧延方向に平行かつ板厚方向に平行な面（Ｌ断面）を観察面としてミクロ試料を採取し、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、測定を行う。測定領域はミクロ観察面内の任意のｔ／４位置を中心とする０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲とし、測定ピッチは０．０５ｍｍ、測定荷重は２５ｇｆで、縦１１点×横１１点の計１２１点測定を行う。得られた測定値から、平均値と標準偏差を算出する。

（板厚：１０～６０ｍｍ）
板厚１０ｍｍ未満の鋼板を溶接する場合では、一般的に応力除去焼鈍（ＳＲ）が不要である。しかしながら、本実施形態に係る鋼板は、ＳＲが必要な鋼板を対象とするので、板厚は１０ｍｍ以上とする。板厚は、好ましくは、２５ｍｍ以上である。一方、板厚が６０ｍｍを超える鋼板は、適用される輸送用タンクの重量の軽量化への寄与が小さく好ましくない。したがって、本実施形態に係る鋼板の板厚は６０ｍｍ以下とする。

更に、本実施形態に係る鋼板は、以下の説明する構成を有していてもよい。

（組織）
本実施形態に係る鋼板は、上述した１２１点の硬度の平均値及び標準偏差を満足させるため、板厚方向の断面の１／４厚位置における組織が、マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織の混合組織であることが好ましい。マルテンサイト組織及び下部ベイナイト組織は合計で８５面積％以上であるとよい。

（鋼板の１／４厚位置における平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
本実施形態に係る鋼板では、１／４厚位置における平均結晶粒径を１５．０μｍ以下としてもよい。母材靭性およびＳＲ後の母材靭性を向上させるために、必要に応じて、平均結晶粒径を１４．５μｍ以下、１４．０μｍ以下としてもよい。鋼板の１／４厚位置における平均結晶粒径は小さい方が好ましいので、その下限値を規定する必要はない。通常、平均結晶粒径は、最も小さい場合約１０．０μｍ程度となる。

平均結晶粒径は、以下のように定義される。
鋼板のＬ断面が観察できるサンプルを作成し、Ｌ断面の１／４厚位置を観察部とし、走査電子顕微鏡を用いた電子ビーム後方散乱回析パターン解析法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ：ＥＢＳＤ法）を用いた結晶方位解析を、板厚方向に２００μｍかつ圧延方向に２５０μｍの範囲にいて、０．５μｍピッチで行う。結晶方位解析の結果から、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径とする。

（応力除去焼鈍後の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上）
本実施形態に係る鋼板は、破壊を未然に防止することを目的として、輸送用タンクに組み立てられた後に溶接部に対して応力除去焼鈍を行うが、この際に、溶接部のみならず母材も加熱される。母材が加熱されると、母材の靭性が低下する傾向になる。原因は明確ではないが、Ｐ（リン）が粒界に拡散し、また、組織中に介在物の成長または凝集が起きることによって、脆性が低下して靭性が低下するものと推測される。よって、本実施形態に係る鋼板は、応力除去焼鈍後の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることが好ましい。この場合、安全性をより高めることができる。

応力除去焼鈍後の－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、保持温度６００℃、保持時間２時間、昇温速度および降温速度が４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を、鋼板に対し行った場合に、応力除去焼鈍が行われた箇所において測定する。

（応力除去焼鈍後の降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２）
本実施形態に係る鋼板は、応力除去焼鈍後の降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２であることが好ましい。これにより、応力除去焼鈍がなされた液化ＣＯ_２用の輸送用タンクにおいて、十分な強度を確保できる。

また、本実施形態に係る鋼板は、応力除去焼鈍後であっても、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．１０ｍｍ以上であることが好ましい。この場合、さらに安全性が向上する。

本実施形態に係る鋼板は、上記の構成を有していることで、溶接熱影響部の靱性（溶接まま、応力除去焼鈍後）にも優れる。
溶接熱影響部の靱性は、限定されないが、その目標値として、溶接ままの場合であれば、－６５℃のシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることが好ましく、応力除去焼鈍後であれば、－６５℃のシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることが好ましい。
また、溶接熱影響部は、溶接まま、応力除去焼鈍後のいずれであっても、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値が０．１０ｍｍ以上であることがより好ましい。

次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について、以下に説明する。
本実施形態に係る鋼板は、上記の特徴を有していれば、製造方法に関わらずその効果を得ることができるが、以下に説明する方法を用いれば、安定して製造できるので好ましい。

上述の化学組成を有する鋼を鋼板として製造するためには、通常用いられる鉄鋼製品の製造方法を用いればよい。すなわち、例えば、転炉法又は電炉法によって製造され、二次精錬設備で精錬された鋼を、連続鋳造あるいは造塊分塊によりスラブとする。スラブ厚は偏析低減およびポロシティ圧下による材質改善を図れれば良く、そのためのスラブ厚は１５０ｍｍ以上が好ましい。スラブ厚の上限は特に制限はないが、例えば、スラブ厚は、６００ｍｍ以下でもよく、４００ｍｍ以下でもよい。
その後、スラブを、スラブ加熱炉により９５０～１２５０℃程度に加熱した後、後述する条件の熱間圧延により所定の板厚まで圧延して、鋼板とすることが好ましい。さらに、この鋼板に焼入れ焼戻しを行って、所定の特性を有する鋼板（最終鋼板）を得る。

本実施形態に係る鋼板は、Ｐ含有量を０．００６％以下に低減する必要がある。通常の脱リン方法ではＰ含有量を０．００６％以下まで低減させられない場合があるが、その場合、脱リン処理の時間を長くするなどの対応を行えばよい。

熱間圧延に際しては、圧延温度が１１５０～９００℃の範囲内における累積圧下率を５０％以上とすることが望ましい。上記温度域での累積圧下率の上限は特に規定する必要はないが、累積圧下率は、８０％以下でもよく、７０％以下でもよい。

焼入れ焼戻しについて、板厚５０ｍｍ以下または５０ｍｍ未満の場合、熱間圧延後、直ちに水冷される直接焼入れ処理を実施することで後述の再加熱焼入れ処理を省略しても良い。直接焼入れ処理を行う場合、冷却開始温度をＡｒ３点以上とし、且つ３００℃以下まで水冷を行う。水冷時の平均冷却速度は、鋼板表面および裏面の冷却時温度履歴において７００℃～３００℃までの範囲で５℃／秒以上とすることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に制限はないが、平均冷却速度は、例えば、１００℃／秒以下でもよく、５０℃／秒以下でもよく、２０℃／秒以下でもよい。また、直接焼入れ後に再加熱し、さらに焼入れを行ってもよい。
Ａｒ３点は以下の式を用いて求める。
Ａｒ３＝９１０－３１０×［Ｃ］－８×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］＋０．３５×(ｔ-８)
ここで式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｍｏ］はそれぞれ、鋼板の、質量％でのＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏの含有量であり、ｔは、ｍｍでの鋼板の板厚である。

板厚５０ｍｍ以上の場合、圧延後に鋼板を一旦冷却した後に再加熱することにより、焼入れ処理を行うことが好ましい。板厚５０ｍｍ以上の場合、再加熱焼入れ処理を行えば、熱間圧延後の直接焼入れを省略しても良く、直接焼入れを行ってもよい。

再加熱を行う場合の、焼入れ処理時の加熱温度（つまり焼入れ温度）は、９２５℃以下とすることが望ましく、９２０℃以下でもよく、９１５℃以下でもよく、９１０℃以下でもよい。何故なら、厚手の鋼板は、圧延後に金属組織が十分に微細化されない場合があるからである。十分に金属組織が微細化されていない鋼板に対する焼入れ温度が９２５℃超であると、加熱に伴い形成する逆変態γ組織が粗大となり、その後の冷却によってγ／α変態した後の最終組織の平均結晶粒径も粗大となるためである。
一方で、焼入れ温度の下限は、Ａｃ３点をわずかに上回る温度（例えば、Ａｃ３点以上且つＡｃ３点＋２０℃以下の温度範囲内）では、逆変態γ粒径のばらつきやＢを含む炭化物の固溶が十分でなく、焼入れ性が不足する場合があるので好ましくない。したがって、焼入れ温度は８８０℃以上が好ましく、より好ましくは８９０℃以上である。上述の焼入れ処理条件の説明においては、鋼板の板厚が５０ｍｍ以上であることが想定されているが、この焼入れ処理条件は、板厚５０ｍｍ未満の鋼板に再加熱および焼入れを行う場合にも適用される。

本実施形態では、焼入れ後（直接焼入れまたは再加熱焼入れ後、両方を行った場合には、再加熱焼入れ後）、焼戻しを行う。焼戻し時の加熱温度（つまり焼戻し温度）は、６６０℃以下とすることが望ましい。焼戻し温度が６６０℃超であると、焼戻し効果が過剰となり、降伏応力および引張強さを確保することが困難となったり、靱性が低下したりする場合がある。焼戻し温度は、５００℃以上、好ましくは６００℃以上とする。焼戻し温度が低過ぎると、焼戻しが不十分になり、所定の降伏応力および引張強さを確保することが困難となる。

再加熱焼入れ後または焼戻し後に冷却を行う場合、焼戻し脆化による母材の靭性低下を防止するために、空冷ではなく、水冷により鋼板の冷却を行う（加速冷却を実施する）ことが望ましい。この場合、３００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上又は０．５℃／秒以上とすることが好ましい。

本実施形態に係る鋼板は、液化ＣＯ_２輸送タンク用の鋼板として好適である。例えば、船舶に搭載する輸送用タンクとして用いることができる。船舶によってＣＯ_２を輸送する際は、船舶に備え付けられた輸送タンクに、液化されたＣＯ_２を充填して輸送するが、輸送タンク内でのＣＯ_２の固体化（ドライアイス化）を防止するために、２ＭＰａ程度の圧力に保持した状態で輸送することが好ましい。また、２ＭＰａ程度の圧力においてＣＯ_２を液体の状態を維持するには、ＣＯ_２をマイナス３５℃程度に保つことが好ましい。本実施形態に係る鋼板は、このような用途に好適に用いることができる。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

高炉処理を終えた溶銑を溶銑鍋に出銑し、脱硫等の溶銑予備処理を行った後に、溶銑を転炉に挿入した。次いで、転炉にて脱リン処理を行い、Ｐ含有量を０．００６％以下に調整した。

脱リン処理した溶鋼に対して更に成分調整を行った後、表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成を有するスラブを鋳造した。
その後、スラブを、加熱炉により表に示す加熱温度に加熱した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延して、鋼板とした。
さらに、この鋼板に焼入れ焼戻しを行って、所定の特性を有する鋼板（最終鋼板）を得た。表２に、圧延前の加熱温度、熱間圧延の１１５０～９００℃での累積圧下率、圧延後の板厚、焼入れ温度および焼戻し温度を示す。再加熱焼入れ後または焼戻し後の冷却は水冷により行い、３００℃までの平均冷却速度を０．１℃／秒以上とした。また、一部の鋼板については、熱間圧延後に、直ちに水冷される直接焼入れ処理を実施した。この場合の冷却開始温度、冷却終了温度、平均冷却速度を表に示す。

表１Ａ及び表１Ｂに鋼板の化学成分、α値、β値、γ値、ｆＢ値及び炭素当量Ｃｅｑを示す。また、表３Ａの母材特性のＳＲ前の欄に、１２１点の測定位置における母材硬度の平均値（平均Ｈｖ）、平均結晶粒径（ＥＢＳＤ粒径）、降伏強さ（ＭＰａ）、引張強さ（ＭＰａ）、降伏比、－６５℃におけるシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）、－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値（ｍｍ）を示す。
ＥＢＳＤ粒径の測定は、鋼板のＬ断面が観察できるサンプルを作成し、Ｌ断面の１／４厚位置を観察部とし、走査電子顕微鏡を用いた電子ビーム後方散乱回析パターン解析法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ：ＥＢＳＤ法）を用いた結晶方位解析を、板厚方向に２００μｍ、圧延方向に２５０μｍの範囲にて、０．５μｍピッチで行った。結晶方位解析の結果から、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径とした。

引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、１／４厚位置からＣ方向に、平行部がφ１４ｍｍのＪＩＳ４号丸棒試験片を採取して行った。降伏強さ及び引張強さは、それぞれ、２本の試験片の平均値である。降伏強さは、０．２％耐力とした。降伏比は、引張強さＴＳに対する降伏強さＹＳの割合であり、百分率、すなわち、１００×（ＹＳ／ＴＳ）で表される。降伏比の単位は％である。

硬度分布測定は、鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行なＬ断面を観察面としてミクロ試料を採取し、観察面を湿式研磨した後、１．０μｍのダイヤモンド粒子を使用してバフ研磨で仕上げた鏡面を、マイクロビッカース硬さ試験機を用いて、測定を行った。測定領域はミクロ観察面内の１／４ｔ位置を中心とする０．５ｍｍ×０．５ｍｍの範囲を無作為に選定し、測定ピッチ０．０５ｍｍ、測定荷重は２５ｇｆで縦１１点×横１１点の計１２１点測定を行った。得られた測定値から、平均値と標準偏差を算出した。

また、圧延方向と平行な溶接線の半自動溶接継手を作成し、評価した。具体的には、Ｋ開先を作成し、２０％ＣＯ_２を含有するアルゴンガスをシールドガスとし、溶接ワイヤを日鉄溶接工業（株）製の溶接ワイヤＹＭ－６９Ｆとし、入熱量を２．０ｋＪ／ｍｍとし、予熱を１００℃として、多層盛りのガスシールドアーク溶接（ＧＭＡＷ）を行い、溶接継手を製造した。

溶接継手の、溶接部（Ａｓ ｗｅｌｄ）からＣ断面でミクロ組織を現出させた後、表側Ｉ側溶融線（ＦＬ）をそれぞれのノッチ中央の位置として、表面下６．５ｍｍ位置を中心とする位置（表中表面採取と記載）および板厚中心部（表中ｔ／２採取と記載）を中心とする位置からシャルピー試験片を採取した。
この試験片に対し、－６５℃のシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを求めた。結果を表３Ｂの継手特性のＡｓｗｅｌｄの欄に示す。
また、溶接部のミクロ組織を現出させた後、表側Ｉ側溶融線をそれぞれのノッチ中央の位置として全厚のＣＴＯＤ試験片を採取し、－３５℃でＣＴＯＤ試験を行って、δ値を求めた。結果を表３Ｂの継手特性のＡｓｗｅｌｄの欄に示す。

その後、母材及び溶接部に対して応力除去焼鈍（ＳＲ）を行った。応力除去焼鈍は、保持温度を６００℃とし、保持時間を２時間とし、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下の条件とした。

ＳＲ後の母材の降伏強さ及び引張強さを、ＳＲ前と同様の要領で求めた。
また、ＳＲ後の母材のｔ／４位置でＣ方向に採取した試験片に対し、－４０℃でシャルピー試験を行い、シャルピー吸収エネルギーを求めた。また－３５℃でＣＴＯＤ試験を行い、δ値を求めた。
これらの結果を、表３Ａの母材特性のＳＲ後の欄に示す。

更に、ＳＲ後の溶接部からＣ断面でミクロ組織を現出させた後、表側Ｉ側溶融線をそれぞれのノッチ中央の位置として、表面下６．５ｍｍ位置およびｔ／２位置を中心とするシャルピー試験片を採取し、試験で得られた－４０℃のシャルピー吸収エネルギーを示す。また、ＳＲ後の溶接部のミクロ組織を現出させた後、表側Ｉ側溶融線をそれぞれのノッチ中央の位置として全厚のＣＴＯＤ試験片を採取し、試験で得られた－３５℃におけるＣＴＯＤ試験のδ値を示す。
これらの結果を、表３Ｂの継手特性のＳＲ後の欄に示す。

母材及び溶接部のシャルピー吸収エネルギーは、母材及び溶接部から三個ずつＶノッチ試験片を採取し、所定の温度でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。Ｖノッチ試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に記載されたフルサイズ試験片を各板厚位置からＣ方向に採取した。また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２００５に準拠して行った。

ＣＴＯＤ試験のδ値（δｃ）は、ＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ１（１９９１）、及びＢＳ７４４８規格（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄ）Ｐａｒｔ２（１９９７）に準拠して測定を行った。
母材については、試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるＣ方向（板幅方向）について評価を行った。
溶接継手部においては、Ｋ形開先の加工した鋼板突き合わせ部に、入熱量３５ｋＪ／ｍｍでガスシールドアーク溶接を実施し、溶接部のＣＴＯＤ試験片の疲労ノッチの先端が、溶接部のＩ側フュージョンライン（ＦＬ）の板厚中央部となるよう加工し、ＣＴＯＤ試験を所定の温度で実施した。溶接継手については、Ｌ方向（圧延方向）についてのみ評価を行った。溶接継手のＣＴＯＤの評価においては、疲労き裂の先端が溶接ボンドに相当するように試験片を採取した。各試験温度で、３本の試験を行い、得られた測定データの最低値をＣＴＯＤ試験のδ値とした。表３Ａ及び表３Ｂに示すＣＤＯＤの単位はｍｍである。

表１Ａ～表３Ｂに示すように、本発明例であるＮｏ．１～１４は、いずれも、優れた強度及び靱性を有していた。特に、ＳＲ処理後であっても、優れた低温靭性を示した。また、ＳＲ処理後の降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２および引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２となり良好な値を示した。
また、Ｎｏ．１～１４は、溶接継手の溶接熱影響部におけるシャルピー吸収エネルギーが、ＳＲ処理前（－６５℃）およびＳＲ処理後（－４０℃）の両方において７０Ｊを超えており、低温靭性が良好だった。

一方、表１Ａ～表３Ｂに示すように、比較例であるＮｏ．１５～４５及び５５は、鋼板の化学組成（元素の含有量またはα値、β値、γ値、Ｃｅｑ.）が本発明で規定される範囲を外れたので、少なくとも母材または溶接熱影響部のいずれかの靱性が劣化した。

また、Ｎｏ．４６～５４は、化学組成が本発明の成分範囲を満たしていたが、製造条件が好ましい製造条件を満足しなかった。そのため、靭性が劣化した。すなわち、少なくともｔ／４位置での－６５℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ未満であり、一部の例についてはその他の靱性も劣位であった。

本発明によれば、強度及び低温靭性に優れ、更には応力除去焼鈍後の強度及び低温靭性にも優れた鋼板を提供できる。この鋼板は、液化ＣＯ_２輸送タンク用に好適であり、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０７～０．１１％、
   Ｓｉ：０．１０～０．１５％、
   Ｍｎ：０．７０～１．２０％、
   Ｎｉ：１．００～２．５０％、
   Ｃｒ：０．２０～０．８０％、
   Ｍｏ：０．２０～０．８０％、
   Ｖ ：０．００５～０．０７０％、
   Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
   Ｂ ：０．０００５～０．００３０％、
   Ｎ ：０．００１５～０．００５０％、
   Ｐ ：０．００６％以下、
   Ｓ ：０．００３０％以下、
   Ｃｕ：０～１．００％、
   Ｎｂ：０～０．０３０％、
   Ｔｉ：０～０．０１０％、
   Ｃａ：０～０．００３０％、
   Ｍｇ：０～０．００３０％、
   ＲＥＭ：０～０．００３０％、
   Ｏ ：０．００４０％以下、
   残部：Ｆｅおよび不純物であり、
   下記（１）式によって定義されるα値が１．００～１．５０質量％、
   下記（２）式によって定義されるβ値が１０．０～１５．０、
   下記（３）式によって定義されるγ値が０．７０～１．５０質量％、
   下記（４）式によって定義されるＣｅｑ値が０．５５０～０．６２０質量％、
   降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、
   引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２、
   －６５℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上、
   １／４厚位置での１ｍｍ×１ｍｍ、０．０５ｍｍピッチの硬度分布測定において、１２１点の測定位置における硬度の平均値が２６５Ｈｖ～２９０Ｈｖ、標準偏差が２０以下、
   板厚が１０～６０ｍｍである、
   鋼板。
   α＝［Ｃ］＋６×［Ｓｉ］＋１００×［Ｐ］ …（１）
   β＝０．６５×［Ｃ］^１／２×（１＋０．６４×［Ｓｉ］）×（１＋４．１０×［Ｍｎ］）×（１＋０．２７×［Ｃｕ］）×（１＋０．５２×［Ｎｉ］）×（１＋２．３３×［Ｃｒ］）×（１＋３．１４×［Ｍｏ］） …（２）
   γ＝［Ｍｎ］＋２０×［Ｎｂ］＋３６×［Ｔｉ］ …（３）
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５ …（４）
   ただし、（１）式～（４）式における［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］および［Ｖ］、は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入する。
2. 下記（Ａ）式～（Ｅ）式によって求められる［ｆＢ］が０．０００３質量％以上である、
   請求項１に記載の鋼板。
   ［ｆＢ］＝［Ｂ］－０．７７×［ｆＮ］ …（Ａ）
   ［ｆＮ］＝［Ｎ］－０．２９×［ｆＴｉ］－０．５２×［ｆＡｌ］ …（Ｂ）
   ［ｆＴｉ］＝［Ｔｉ］－２×［ｆＯ］ …（Ｃ）
   ［ｆＡｌ］＝［Ａｌ］－１．１２５×［ｆＯ］ …（Ｄ）
   ［ｆＯ］＝［Ｏ］－０．４×［Ｃａ］－０．６６×［Ｍｇ］－０．１１×［ＲＥＭ］ …（Ｅ）
   ただし、（Ａ）式～（Ｅ）式における［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｍｇ］、[ＲＥＭ]はそれぞれ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの含有量（質量％）であって、不純物として混入する元素量も含め、含有しない元素は０を代入し、また、［ｆＮ］、［ｆＴｉ］、［ｆＡｌ］、［ｆＯ］の計算値が０％未満の場合は０を代入する。
3. 電子ビーム後方散乱回析パターン解析法を用いた結晶方位解析を行うことにより判別される、結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、前記結晶粒の円相当粒径を結晶粒径と定義し、結晶粒毎の面積で重みづけをした面積加重平均で算出した値を、平均結晶粒径と定義したとき、１／４厚位置における前記平均結晶粒径が１５．０μｍ以下である、
   請求項１または請求項２に記載の鋼板。
4. 保持温度が６００℃であり、保持時間が２時間であり、且つ、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２であり、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である、
   請求項１または請求項２に記載の鋼板。
5. 保持温度が６００℃であり、保持時間が２時間であり、且つ、昇温速度および降温速度が、４２５℃以上の温度域において５５℃／ｈｒ以下である応力除去焼鈍を前記鋼板に対し行った場合、前記応力除去焼鈍が行われた箇所の、降伏強度が６７０～８７０Ｎ／ｍｍ^２、および引張強さが７８０～９４０Ｎ／ｍｍ^２であり、－４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上である、
   請求項３に記載の鋼板。